JP4812301B2 - 合金の熱処理方法 - Google Patents

Description

本発明は、合金、特にニッケル基超合金の熱処理方法および柱状晶粒ミクロ構造を有する鋳造物に関する。

米国特許第４５９７８０９号明細書は、９．５〜１４重量％のＣｒ、７〜１１重量％のＣｏ、１〜２．５重量％のＭｏ、３〜６重量％のＷ、１〜４重量％のＴａ、３〜４重量％のＡｌ、３〜５重量％のＴｉ、６．５〜８重量％のＡｌ＋Ｔｉ、０〜１重量％のＮｂおよび残部のニッケル成る組成のマトリックスを有するニッケル基超合金で造った単結晶鋳造物を記載しており、前記マトリックスは、０．０５〜０．１５重量％のＣと、Ｃの含有量の１〜１７倍に等しい量の追加のＴａを前記合金に含めた結果として、炭化タンタルをベースにした相を０．４〜１．５容量％含有する。

前述のニッケル基超合金から製造した単結晶鋳造物が示す横方向結晶粒界強度は、不十分である。本発明者らは、ニッケル基超合金の一方向凝固（ＤＳ）柱状晶粒鋳造物の製造を試みた。しかし、製造した一方向凝固（ＤＳ）柱状晶粒鋳造物は、前記鋳造物が、温度７５０℃と応力６６０Ｍｐａ（９５．７Ｋｓｉ）で試験した時、横方向結晶粒界強度および伸度を本質的に示さないため、ＤＣ鋳造物として不適格であった。横方向結晶粒界強度と伸度は、前記ニッケル基超合金から製造したＤＳ鋳造粒子鋳造物をガスタービンエンジンがタービン翼としての使用に不適切なものとなる程不十分であった。

国際公開第９９／６７４３５号パンフレットは、ＤＳ鋳造物の横応力破断強度と伸度を改善すべく硼素を添加したニッケル基超合金鋳造物を開示する。該鋳造物は、１２５０℃で４時間熱処理し、第二相（γ'−相）の完全固溶を行っている。完全固溶熱処理後の結晶粒界割れのため、製造率は、前述のニッケル基合金から製造されるＤＳ鋳造粒子鋳造物がガスタービンエンジンのタービン翼としての使用に不適となる程不十分である。

本発明の目的は、合金、特に鋳放しの合金、例えば、前述の単結晶ニッケル基超合金をベースにしたＤＳ柱状晶粒鋳造物に熱処理を施して、前記ＤＳ鋳造物がガスタービンエンジンのタービン翼等の高温適用物としての使用に耐えられる程度迄実質的に改善された横応力破断強度および伸度ならびに製造率を有するようにすることである。

本発明の方法は、
１１．６〜１２．７０重量％のＣｒ、８．５〜９．５重量％のＣｏ、１．６５〜２．１５重量％のＭｏ、３．５〜４．１０重量％のＷ、４．８〜５．２０重量％のＴａ、３．４〜３．８０重量％のＡｌ、３．９〜４．２５重量％のＴｉ、０．０５〜０．１１重量％のＣ、０．００３〜０．０１７５重量％のＢおよび残部Ｎｉから成り、一方向凝固柱状晶粒を有するニッケル基超合金からなる鋳造合金の熱処理方法であって、
熱処理後の合金が、温度７５０℃および前記鋳造物の＜００１＞結晶軸に対し垂直に掛かる応力６６０ＭＰａ（９５．７Ｋｓｉ）で試験した時、少なくとも１２０時間の応力破断寿命および少なくとも２．５％の伸び率を有する熱処理方法において、
鋳造された合金を熱処理することによって、鋳造合金中に、第二相としてγ'−相を部分的に固溶させ、固溶した前記第二相の量が９０容量％より少なくなるように、前記熱処理の温度および時間を選択する熱処理方法とすることにより、完全固溶熱処理を行わない熱処理で製造された一方向凝固（ＤＳ）柱状晶粒鋳造物の横応力破断強度および伸度の有意な改善がわかるように結晶粒界強度を改善する。

多くの場合、硼素は、硼素改質超合金から製造された一方向凝固柱状晶粒鋳造物の横応力破断強度と伸度を実質的に改善するのに有効な量で、超合金組成に添加する。このため硼素濃度は、超合金組成の０．００３〜０．０１７５重量％の範囲内で調節するとよい。

前記超合金組成への硼素の添加に関連して、炭素濃度は、その超合金組成の０．０５〜０．１１重量％の範囲内で調節するとよい。

本発明の一つの実施形態に従う好ましいニッケル基超合金は、１１．６〜１２．７０重量％のＣｒ、８．５〜９．５重量％のＣｏ、１．６５〜２．１５重量％のＭｏ、３．５〜４．１０重量％のＷ、４．８０〜５．２０重量％のＴａ、３．４０〜３．８０重量％のＡｌ、３．９〜４．２５重量％のＴｉ、０．０５〜０．１１重量％のＣ、０．００３〜０．０１７５重量％のＢおよび残部のＮｉから成る。この超合金は、周知のブリッジマン離型法等の通常のＤＳ鋳造技術に従い、ＤＳ柱状晶粒鋳造物として鋳造できる。

このように製造したＤＳ鋳造物は、その鋳造物の主応力軸とその主応力軸に対して一般に平行な＜００１＞結晶軸の方向に伸びる多数の柱状晶粒を典型的には有する。本発明に従うＤＳ柱状晶粒鋳造物は、好ましくは、温度７５０℃および応力６６０Ｍｐａ（９５．７Ｋｓｉ）で試験した時、少なくとも約１００時間の応力破断寿命および少なくとも約２．５％の伸び率を示し、タービン翼、羽根、外部エアシール並びに工業用および航空用ガスタービンエンジンの他の部品として使用可能である。

本発明の目的と利点を、後続の詳細な説明と共に、図面を参照して明らかにする。

合金としての具体例として、９．５〜１４重量％のＣｒ、７〜１１重量％のＣｏ、１〜２．５重量％のＭｏ、３〜６重量％のＷ、１〜６重量％のＴａ、３〜４重量％のＡｌ、３〜５重量％のＴｉ、０〜１重量％のＮｂ、ＤＳ鋳造物の横応力破断強度を硼素が存在しない同様の鋳造物と比較して実質的に改善するために有効な量で存在するＢ並びに残部のＮｉから成るニッケル基超合金を選択する。

前記合金の結晶粒界強度を改善する添加物として、硼素が存在しない同様の鋳造物と比較して前記合金から製造されるＤＳ柱状晶粒鋳造物の実質的な横応力破断強度および伸度を実現するために有効であるとわかった量での硼素の含有が選択される。

このために、前記ニッケル基超合金は、その超合金組成の０．００３〜０．０１７５重量％、好ましくは０．０１０〜０．０１５重量％の範囲内で硼素Ｂを含有することにより改質するとよい。

前記超合金組成への硼素の添加に関連して、炭素Ｃ濃度は、その超合金組成の０．０５〜０．１１重量％の好ましい範囲内で調節される。ケイ素Ｓｉ、ジルコニウムＺｒおよびハフニウムＨｆも添加物として使用できる。

更に、Ｂ、Ｃ、Ｓｉ、Ｚｒ、Ｈｆの全ての組み合わせが可能である。

改質熱処理でニッケル基超合金から製造されたＤＳ鋳造物の横応力破断強度と伸度ならびに製造率は、それらの鋳造物をガスタービンエンジンのタービン翼および他の部品としての使用に耐えられるようにする程度迄実現される。

特に好適な硼素改質ニッケル基超合金鋳造物組成は、重量比にて１１．６〜１２．７０％のＣｒ、８．５〜９．５％のＣｏ、１．６５〜２．１５％のＭｏ、３．５〜４．１０％のＷ、４．８０〜５．２０％のＴａ、３．４〜３．８０％のＡｌ、３．９〜４．２５％のＴｉ、０．０５〜０．１１％のＣ、０．００３〜０．０１７５％のＢおよび残部のＮｉであり、ＤＳ柱状晶粒ミクロ構造を実現すべく鋳造可能である。

前記柱状晶粒鋳造物のＤＳミクロ構造は、炭化タンタルをベースにした相を０．４〜１．５容量％含む。

いかなる理論にも拘束されることを望まないが、高い使用温度、例えばガスタービンエンジン翼で典型的な８１６℃で、硼素と炭素がＤＳミクロ構造内の結晶粒界に移動し、該粒界に強度と伸度を追加すると考えられる。典型的には、上記硼素改質ニッケル基超合金から製造されたＤＳ柱状晶粒鋳造物は、前記鋳造物の主応力軸に対し平行な＜００１＞結晶軸を有し、且つ温度７５０℃および前記鋳造物の＜００１＞結晶軸に対し垂直に掛けられる応力６６０Ｍｐａ（９５．７Ｋｓｉ）で試験した時、少なくとも約１００時間の応力破断寿命と少なくとも約２．５％の伸び率を示す。

例えば、以下のＤＳ鋳造試験を行った。これらの試験は、本発明のさらなる説明を提供するものであり、本発明を制限するものではない。

前述の米国特許第４ ５９７ ８０９号のニッケル基超合金組成を有する試料＃１、ならびに硼素改質ニッケル基超合金の試料＃１Ａおよび＃２および＃３を、表Ｉに記載の以下の組成（単位：重量％）で調製した。

各試料を鋳造して、ＡＳＴＭ Ｅ−１３９試験手順に従った横応力破断試験について角胴形を有するＤＳ柱状晶粒非中空鋳造物を成形した。

前記ＤＳ鋳造物は、例えば、通常のブリッジマン離型一方向凝固法を使用して製造した。

例えば各試料を１ミクロンの真空下、通常の鋳造炉の坩堝内で溶融し、１４２７℃に加熱した。その加熱溶融物を、ジルコン／アルミナを含むさらなるスラリ／スタッコ層により裏打ちされたジルコンを含む表面塗膜を具備する焼流し精密鋳造用鋳型に注入した。その鋳型を１４８２℃に予熱し、チルプレートを載せて、鋳型内の溶融合金からの一方向的熱除去を行った。溶融物を満たした鋳型およびチルプレートを、１ミクロンの真空下、１５〜４０ｃｍ／時の取り出し速度で炉から取り出して、鋳造炉の凝固室に移した。

そのＤＳ柱状晶粒鋳造物を真空下、その室内で室温に冷却し、機械的な突き出し手順を使用する通常の方法でその鋳型から取り出し、そのマトリックスへの第二相の固溶が、部分的にしか行われないような温度と時間で熱処理した。

このニッケル基超合金は、第二相としてγ’−相を有する。

請求項２１の組成を有する試験品（例えばニッケル基超合金）については、本発明の熱処理を、鋳造後、この合金の第二相（例えば、γ'−相）の固溶温度ではない１２１３℃で少なくとも１時間行う。

第二相がそのマトリックスに完全に固溶されない限りは、完全固溶処理に通常使用する１２５０℃の温度（完全固溶温度と呼ばれる）も使用できる。

結晶粒界割れを回避し試験品の収率を高め、試験品の望ましい機械的特性を増させるために熱処理後のその幾何学的配置および製造率に依存して、マトリックスに固溶させる第二相の量は、９０、７０、５０又は３０容量％以下である。

本合金は、単結晶構造および一方向に沿った粒子のみを有する構造の何れかをとる。

必要なら、この固溶熱処理後に少なくとも２時間、１０８０℃でこの組成物に熟成熱処理を行う。更にその後、少なくとも１２時間、８７０℃で二次熟成熱処理を行える。

特に本発明の熱処理は、鋳造後に通常行う熱処理の後、割れが中実の試験品より頻繁に壁、特に薄壁で発生するので、中空の試験品、特に翼、羽根又はライナに使用される。

本発明の熱処理は、この熱処理の間に結晶粒界強度の増大をもたらし、熱処理後の収率（割れのない部品）を増大させる。

最終製品としての部品の横応力破断も、結晶粒界強度が増大するため、使用条件下で前記部品を使用している間に増大する。本発明の方法は、例えばガスタービンの中実部品についても良好な結果を生じる。

本鋳造物を化学的性質についても分析し、試験品形状に機械加工した。

応力破断試験は、空気中、温度７５０℃および試験品の＜００１＞結晶軸に対して垂直に掛けられる応力６６０Ｍｐａ（９５．７Ｋｓｉ）で行った。

応力破断試験の結果を下の表ＩＩに記載する。ここで、寿命（単位：時間）は試験品の破断迄の時間を示し、伸び率は破断迄の試験品の伸び率であり、面積の赤は破断迄の試験品の面積の減少である。基線データは、試料＃１についての試験データに対応し、＃１Ａ、＃２および＃３のデータは、試料＃１Ａ、＃２および＃３についての試験データに各々対応する。基線データは、二つの応力破断試験試験品の平均を表すが、＃１Ａ、＃２および＃３のデータは、単一の応力破断試験用の試験品を表す。

試料＃１から製造したＤＳ柱状晶粒試験品が、温度７５０℃および応力６６０Ｍｐａ（９５．７Ｋｓｉ）で試験した時、横方向結晶粒界強度が本質的に無い結果（例えば応力破断寿命０時間）を示したことは、表ＩＩから明らかである。即ちそれらの試験品は、即座に失敗して、ほぼゼロの応力破断寿命を生じた。更に伸び率と面積の減少データも略ゼロであった。これらの応力破断特性は、試料＃１から製造したＤＳ柱状晶粒鋳造物がガスタービンエンジンのタービン翼として使用するために不適格なものとなる程不十分である。

対照的に、温度７５０℃と応力６６０Ｍｐａ（９５．７Ｋｓｉ）で試験した時、試料＃１Ａから製造したＤＳ柱状晶粒試験品が、２７５時間の応力破断寿命、３．１％の伸び率および４．７の面積の減少を示し、試料＃２から製造した試験品が、１８２時間の応力破断寿命、２．６％の伸び率および６．３％の面積の減少を示したことが表ＩＩによって解る。本発明のこれらの応力破断特性は、試料＃１から製造した試験品に勝る予想外の驚くべき改善を表し、また、本発明のこれらの応力破断特性によって、試料＃１Ａ、＃２および＃３から製造したＤＳ柱状晶粒鋳造物が、ガスタービンエンジンのタービン翼と他の部品としての使用に更に適するようになる。

本発明は、実質的な横応力破断強度および伸度を有するＤＳ柱状晶粒鋳造物を生じるために有効である。これらの特性は、ＤＳ鋳造物の引張り強度、クリープ強度、疲労強度、および耐食性等の他の機械的特性に悪影響を及ぼすことなく達成される。本発明は、定置型工業用ガスタービンエンジンのタービンの複数の段階を通して使用される、鋳造物に実質的な横応力破断強度と伸度を付与するために上記の合金組成を有し、約２０〜６０ｃｍおよびそれより上（約９０ｃｍ等）の長さを有する大型ＤＳ柱状晶粒工業用ガスタービン（ＩＧＴ）翼鋳造物を作製するために特に有用である。上に記載した硼素改質ニッケル基超合金鋳造物組成は、ＤＳ柱状晶粒部品又は単結晶部品として鋳造できる。

本発明を、本発明の具体的な実施形態の面から説明してきたが、本発明は、それらに限定されず、特許請求の範囲の記載によってのみ制限されるものである。

Claims (13)

1. １１．６〜１２．７０重量％のＣｒ、
   ８．５〜９．５重量％のＣｏ、
   １．６５〜２．１５重量％のＭｏ、
   ３．５〜４．１０重量％のＷ、
   ４．８〜５．２０重量％のＴａ、
   ３．４〜３．８０重量％のＡｌ、
   ３．９〜４．２５重量％のＴｉ、
   ０．０５〜０．１１重量％のＣ、
   ０．００３〜０．０１７５重量％のＢおよび
   残部Ｎｉから成り、一方向凝固柱状晶粒を有するニッケル基超合金からなる鋳造合金の熱処理方法であって、
   熱処理後の合金が、温度７５０℃および前記鋳造物の＜００１＞結晶軸に対し垂直に掛かる応力６６０ＭＰａ（９５．７Ｋｓｉ）で試験した時、少なくとも１２０時間の応力破断寿命および少なくとも２．５％の伸び率を有する熱処理方法において、
   鋳造された合金を熱処理することによって、鋳造合金中に、第二相としてγ'−相を部分的に固溶させ、固溶した前記第二相の量が９０容量％より少なくなるように、前記熱処理の温度および時間を選択する熱処理方法。
2. 少なくとも一つのエージング処理を前記熱処理後に行う請求項１記載の方法。
3. 前記熱処理の温度が、完全固溶温度より低い請求項１記載の方法。
4. 前記熱処理の時間を、前記第二相が完全に固溶しないように選択する請求項１又は３記載の方法。
5. 前記熱処理を、中空部品に対して行う請求項１記載の方法。
6. 前記熱処理を、少なくとも２００ｍｍの長さを有する部品に対して行う請求項５記載の方法。
7. 前記熱処理を、８ｍｍ以下の外壁厚を持つ中空部品に対して行う請求項５記載の方法。
8. 前記熱処理のパラメータを、固溶させる前記第二相の量が７０容量％より少なくなるように選択する請求項１記載の方法。
9. 前記熱処理のパラメータを、固溶させる前記第二相の量が５０容量％より少なくなるように選択する請求項１記載の方法。
10. 前記熱処理のパラメータを、固溶させる前記第二相の量が３０容量％より少なくなるように選択する請求項１記載の方法。
11. 完全固溶温度を使用する請求項４記載の方法。
12. 前記中空部品が、羽根、翼およびライナのいずれかである請求項５記載の方法。
13. 前記熱処理を中実部品に対して行う請求項１記載の方法。